JP3744084B2 - 冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金 - Google Patents
冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は自動車エンジン用排気バルブ，耐熱ボルト，自動車エンジン用排気ガス触媒ニットメッシュ等に用いて好適な析出硬化型の耐熱合金、特に冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金に関し、詳しくは冷間加工後において固溶化熱処理を施すことなく、そのまま時効処理して用いることのできる耐熱合金に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
自動車エンジン用排気バルブ等に用いる耐熱材料としては、従来高Ｍｎ系のオーステナイト耐熱鋼ＪＩＳ ＳＵＨ３５（Ｆｅ−９Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４Ｎ）或いはＮｉ基超合金ＪＩＳ ＮＣＦ７５１（Ｎｉ−１５．５Ｃｒ−０．９Ｎｂ−１．２Ａｌ−２．３Ｔｉ−７Ｆｅ−０．０５Ｃ）等が使用されてきた。
【０００３】
後者のＮｉ基超合金は高温強度，高温酸化，高温腐食に優れた合金であるが、Ｎｉを７０％強含んでいることからコストが高いといった問題がある。
そこで高価なＮｉ量を低減する試みが従来なされており、Ｎｉ含有量４０％或いはそれ以下の含有量の合金の開発も行われている。
【０００４】
しかしながらＮｉ含有量を更に低減するとなると性能的な問題が生じ、現実的にはそれ以上にＮｉ含有量を低減することは困難である。
【０００５】
Ｎｉ含有量を更に低減した場合、Ｆｅの増加によって高温における組織安定性が劣化してしまい、高温で長時間使用すると脆化相であるη相（Ｎｉ３Ｔｉ）が析出し、高温強度の低下、室温での靱性低下をもたらしてしまう。
このようにＮｉ含有量の低減は性能的な問題から自ずと限界がある。
【０００６】
ところで上記自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品は、従来これを熱間でのアプセット加工，熱間押出加工等の熱間加工にて製造しているが、例えば自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品は表面傷その他の要求特性が厳しく、熱処理後において機械加工による仕上げ加工の加工量，加工工数が多くなって加工に要する時間が長く、このことがコストを高めてしまう１つの要因となっていた。
そこでこれを冷間加工にて製造できるようにすれば、コストを更に低減できて望ましい。
【０００７】
しかしながら従来提供ないし提案されている耐熱材料は熱間加工を前提としており、そのまま冷間加工にて耐熱部品を製造することのできない材料である。
即ち冷間加工にて耐熱部品を製造するには、耐熱材料が冷間加工性に優れたものであることが要求される。
【０００８】
ところで、析出硬化型の耐熱合金に優れた冷間加工性を付与し、これを用いて冷間加工することを可能となし得た場合であっても、通常はその後において一旦固溶化熱処理を施した上で時効処理を行い、析出成分を析出させて所要の強度を発現させることが必要で、熱処理のための工数が多い問題がある。
【０００９】
これは、冷間加工をしてそのまま時効処理を行うと冷間加工時に合金内部に残留した歪によって時効が過度に促進されてしまい、Ｎｉ含有量が低く、Ｆｅが多くなるとピーク硬さに到達した後急激に軟化して脆化相であるη相を析出させてしまうからであり、そこで冷間加工後に一旦固溶化熱処理を施して歪を取り、その上で時効処理を行うことが必要となるのである。
【００１０】
しかしながらこのようにした場合、熱処理のための工数が多くなって、そのことが耐熱部品のコストを高める要因となってしまう。
従って耐熱部品の製造コストの更なる低減を図る上で、上記熱処理のための工数を少なくすることが望ましい。
【００１１】
析出硬化型の耐熱合金を用いて自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を製造した場合、その他に次のような問題点が内在する。
即ち、この種の析出硬化型の耐熱合金から成る耐熱部品を高温度で長時間使用すると経時的に時効が進んでしまい、いわゆる過時効状態となって合金が軟化・劣化してしまう。
【００１２】
従って耐熱部品に用いられる耐熱合金としては、高温度で長時間使用され続けても軟化・劣化を特に起さない、過時効特性に優れたものであることが求められる。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本願の発明はこのような課題を解決するためになされたものである。
而して本願の請求項１の耐熱合金は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％，Ｓｉ：≦２％，Ｍｎ：≦２％，Ｃｒ：１２〜２５％，Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜２．０％，Ｔｉ：１．５％未満，Ａｌ：０．５〜３．０％，Ｎｉ：２５〜４５％，Ｃｕ：０．１〜５．０％でＴｉとＡｌとの原子％の比率Ｔｉ／Ａｌが、Ｔｉ／Ａｌ＝０．１１５〜１．０であり、残部不可避的不純物及びＦｅからなる合金組成を有することを特徴とする。
【００１４】
請求項２のものは、請求項１において、更にＷ，Ｍｏ，Ｖの何れか１種若しくは２種以上を質量％で、Ｗ：≦３％，Ｍｏ：≦３％，Ｖ：≦１％、且つ１／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％の範囲で含有していることを特徴とする。
【００１５】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％で、Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％，Ｃｏ：≦５％の範囲で含有することを特徴とする。
【００１６】
請求項４のものは、請求項１，２，３の何れかにおいて、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａが原子％で、Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０％であることを特徴とする。
【００１７】
請求項５のものは、請求項１，２，３，４の何れかにおいて、下記式で表されるＭが、Ｍ：≦０．９５であることを特徴とする。
Ｍ＝（０．７１７Ｎｉ＋０．８５８Ｆｅ＋１．１４２Ｃｒ＋１．９０Ａｌ＋２．２７１Ｔｉ＋２．１１７Ｎｂ＋２．２２４Ｔａ＋１．００１Ｍｎ＋１．９０Ｓｉ＋０．６１５Ｃｕ）／１００（但し各元素は原子％）
【００１８】
請求項６のものは、請求項１，２，３，４，５の何れかにおいて、更にＢ，Ｚｒの１種若しくは２種を質量％で、Ｂ：０．００１〜０．０１％，Ｚｒ：０．００１〜０．１％の範囲で含有することを特徴とする。
【００１９】
請求項７のものは、請求項１，２，３，４，５，６の何れかにおいて、Ｃａ＋Ｍｇを質量％で、Ｃａ＋Ｍｇ：０．００１〜０．０１％の範囲で含有することを特徴とする。
【００２０】
請求項８のものは、請求項１，２，３，４，５，６，７の何れかにおいて、Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎがそれぞれ質量％で、Ｐ：≦０．０２％，Ｓ：≦０．０１％，Ｏ：≦０．０１％，Ｎ：≦０．０１％であることを特徴とする。
【００２１】
【作用】
本発明の耐熱合金は、Ｎｉ含有量が低レベルでコストが安価であり、加えて冷間加工性に優れたもので、自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を冷間加工にて製造することが可能であり、耐熱部品の製造コストを低廉化することができる。
即ち耐熱合金材料自体のコストと、これを用いた耐熱部品の製造コストの両方を低減することができる。
【００２２】
本発明の耐熱合金は、Ｃｕを所定範囲で含有させた点を１つの特徴とするもので、このＣｕが積層欠陥エネルギーを高めて加工硬化を抑制する働きをなすことにより、耐熱合金における冷間加工性が効果的に高められる。
【００２３】
本発明の耐熱合金はまた、次のような特長を有する。
即ちこの耐熱合金は、冷間加工後において固溶化熱処理することなくそのまま直接時効処理したときに、過時効を起すことなく合金内部に残留した歪によって時効が適正に進行する。
【００２４】
また高温度で長時間使用されたときにも過時効状態となるのが抑制され、耐熱部品の寿命が高寿命化する。
これは専らＡｌ：０．５〜３．０％に対してＴｉ：１．５％未満と低く抑えられ、特にＴｉ／Ａｌ＝０．１１５〜１．０（原子％の比率）とされていることによる。
【００２５】
このＴｉとＡｌとの比率（原子％の比率）Ｔｉ／Ａｌは、合金内部に残留した歪とともに合金の時効速さを左右する重要な因子であり、Ｔｉ／Ａｌの値が大きくなるほど時効が促進され、また逆にＴｉ／Ａｌの値が小さくなるほど時効が遅延する。
【００２６】
本発明では、冷間加工時に生じた歪を原動力として時効処理時に時効が適正に進行するようにＴｉ／Ａｌの値が小さく抑えられている。
そして本発明において耐熱部品の製造時に冷間加工後の固溶化熱処理を省略できることから、耐熱部品の製造コストをより一層低廉化することができる。
【００２７】
本発明においては、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｂ＋Ｔａ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｕに加えて、更にＷ，Ｍｏ，Ｖの１種若しくは２種以上を、Ｗ：≦３％，Ｍｏ：≦３％，Ｖ：≦１％且つ１／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％の範囲で含有させることができる（請求項２）。
これらは固溶強化元素であり、これら元素を含有させることで耐熱合金の強度を効果的に高めることができる。
【００２８】
本発明では、更にＮｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％の範囲内で、Ｃｏ：≦５％の範囲で含有させることができる（請求項３）。
ＣｏはＮｉとほぼ同じような作用があり、そこでＮｉの一部を置換する形でＣｏを５％の範囲内まで含有させることができる。
【００２９】
本発明では、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａを原子％でＴｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０％とすることができ（請求項４）、更にγ相の安定性を示す指標であるＭ：≦０．９５とすることができる（請求項５）。
また必要に応じてＢ，Ｚｒの１種若しくは２種をＢ：０．００１〜０．０１％，Ｚｒ：０．００１〜０．１％の範囲で含有させることができる（請求項６）。
これらＢ，Ｚｒを含有させることによって粒界を強化することができる。
【００３０】
本発明では、更に、Ｃａ＋ＭｇをＣａ＋Ｍｇ：０．００１〜０．０１％の範囲で含有させることができ（請求項７）、これによって熱間加工性も向上させることができる。
【００３１】
更にＰ，Ｓ，Ｏ，ＮをＰ：≦０．０２％，Ｓ：≦０．０１％，Ｏ：≦０．０１％，Ｎ：≦０．０１％に規制することができる（請求項８）。
これらは不純物成分であり、そしてこれら不純物成分を上記範囲内に規制することで、耐熱合金の特性を更に良好となすことができる。
【００３２】
本発明の耐熱合金は、上記説明から明らかなように冷間加工後において固溶化熱処理を施すことなく、直接時効処理した場合において本来の特長を発揮する。
【００３３】
次に本発明における各化学成分の限定理由を詳述する。
Ｃ：０．０１〜０．１％
Ｃは０．０１％以上含有させることでＴｉ，Ｎｂ，Ｃｒと結合して炭化物を形成することにより合金の高温強度を改善する。一方において０．１％より多く含有させるとＭＣ炭化物を多量に析出して合金の熱間加工性を低下させ、また加工時にその炭化物が起点と成って疵を発生させる。従って本発明ではその含有量を０．０１〜０．１％の範囲内に規定する。
【００３４】
Ｓｉ：≦２％
Ｓｉは脱酸元素として有用であり、耐酸化性を改善する。しかし２％を超えて含有させると合金の冷間加工性が低下するため上限値を２％とする。
【００３５】
Ｍｎ：≦２％
ＭｎはＳｉと同様に脱酸元素として有用であるが、多量に含有させると合金の高温酸化性を損なうばかりでなく、靭性を害するη相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出を助長するため上限値を２％とする。
【００３６】
Ｃｒ：１２〜２５％
Ｃｒは合金の高温酸化及び腐食を改善する上で有用な元素であり、そのために１２％以上含有させることが必要である。
しかし含有量が２５％を超えるとオーステナイト相が不安定と成り、脆化相であるσ相が析出して合金の靭性が低下する。そこで本発明ではＣｒの上限値を２５％とする。Ｃｒの望ましい範囲は１２〜２０％である。
【００３７】
Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜２．０％
Ｎｂ及びＴａは何れもＮｉとともに重要な析出相である金属間化合物のγ´相（γプライム相）Ｎｉ９（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）を形成する元素であり、そのγ´相の析出によって合金の高温強度を効果的に高くすることができる。但しその効果を得るためにはＮｂ＋Ｔａとして０．２％以上含有させる必要がある。
しかしながら含有量が２．０％を超えるとδ相Ｎｉ３（Ｎｂ，Ｔａ）が析出して合金の靭性が低下する。そこで本発明では上限値を２．０％とする。
【００３８】
Ｔｉ：１．５％未満
ＴｉはＡｌ，Ｎｂ，ＴａとともにＮｉと結合してγ´相を形成する。但し１．５％以上含有させるとＡｌ含有量に対してＴｉの含有量が相対的に多くなり、時効が過度に促進されてしまうようになる。そこで本発明ではＴｉの含有量を１．５％を限度としてそれより少ない量に規制する。
【００３９】
Ａｌ：０．５〜３．０％
ＡｌはＮｉと結合してγ´相を形成する最も重要な元素である。その含有量が０．５％未満であるとγ´相の析出量が不十分となり、そこで本発明では下限値を０．５％とする。
一方において含有量が３．０％を超えて多くなると合金の熱間加工性が低下する。そこで本発明では上限値を３．０％とする。
【００４０】
Ｎｉ：２５〜４５％
Ｎｉは合金のマトリックスであるオーステナイトを形成する元素であり、合金の耐熱性及び耐食性を向上させる。また強化相であるγ´相を析出させる上で必須の成分である。
加えてＮｉは高温における組織を安定させる働きがあり、これらの効果を十分に発揮させる上で２５％以上含有させることが必要である。
一方においてこれを４５％を超えて多く含有させると、かかるＮｉが高価な元素であることから合金のコストを高めてしまい、ひいては本発明の目的を達成できなくなる。加えてこのＮｉは本合金では固溶化状態での硬さを上昇させてしまい、冷間加工性を低下させる。そこで本発明ではその含有量の上限値を４５％とする。
【００４１】
Ｃｕ：０．１〜５．０％
Ｃｕは合金の冷間加工性を高める上で必須の成分である。
このＣｕは上述したように積層欠陥エネルギーを高めて加工硬化を抑制する働きがあり、そしてその作用によって冷間加工性を効果的に向上させる。
但しその含有量が０．１％未満では十分な効果を期待できず、また５．０％を超えて含有させても効果の向上が少なく、加えて熱間加工性が劣化する。そこで本発明ではＣｕの含有量を０．１〜５．０％とする。望ましい含有量範囲は０．５〜３．０％である。
【００４２】
Ｗ ：≦３％
Ｍｏ：≦３％
Ｖ ：≦１％
１／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％
Ｗ，Ｍｏ，Ｖは固溶強化により高温強度を向上させる元素である。
Ｗ，Ｍｏについては３％超、Ｖは１％超添加しても効果は飽和傾向を示すとともに、コスト上昇，冷間加工性低下となるためにその含有量を１／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％とする。
【００４３】
Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％
Ｃｏ：≦５％
ＣｏはＮｉとほぼ同じような作用があり、そこでＮｉを一部置換する形で合金に含有させることができる。即ちＮｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％の条件を満たす範囲内でＣｏを合金中に含有させることができる。しかしながらＣｏはＮｉに較べても高価な元素であるため上限を５．０％とする。
【００４４】
Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０原子％
Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａは何れもγ´相の構成元素である。十分なＮｉ量が存在する場合、γ´相の析出量はこれら元素の含有量の総和に比例する。そして合金の高温強度はγ´相の析出量に比例する。本発明において合金の高温強度を十分に発現させる上で４．５原子％以上含有させる必要がある。
一方においてその総和が７．０原子％を超えると強度は上昇するものの熱間加工性が低下する。そこで本発明ではそれらの元素の総和の上限値を７．０原子％とする。
【００４５】
Ｔｉ／Ａｌ：０．１１５〜１．０（各元素は原子％）
高温下で長時間使用中に析出する金属間化合物のη相（Ｎｉ３Ｔｉ）は合金の機械的性質を劣化させる。η相の析出はＴｉ含有量とＡｌ含有量との比（Ｔｉ／Ａｌ）に依存する。即ちＴｉ／Ａｌの比率が大きくなるほどη相の析出が起こり易くなる。そこで本発明では長時間使用後においてη相が析出しないように、また冷間加工後において直接時効処理したときに時効が過度に進まないようにＴｉ／Ａｌの値を１．０以下とする。
尚Ｔｉ／Ａｌの望ましい下限値は０．２である。
【００４６】
Ｍ：≦０．９５
ここでＭ＝（０．７１７Ｎｉ＋０．８５８Ｆｅ＋１．１４２Ｃｒ＋１．９０Ａｌ＋２．２７１Ｔｉ＋２．１１７Ｎｂ＋２．２２４Ｔａ＋１．００１Ｍｎ＋１．９０Ｓｉ＋０．６１５Ｃｕ）／１００（但し各元素は原子％）
このＭはγ相の安定性を示す指標であり、このＭが０．９５より大きくなると金属間化合物σ相が析出するようになる。このσ相は合金の機械的性質を劣化させる。またＭが０．９５より大きくなると熱間加工性も劣化する。そこで本発明ではＭを０．９５以下に規制する。
【００４７】
Ｂ ：０．００１〜０．０１％
Ｚｒ：０．００１〜０．１％
Ｂ，Ｚｒは結晶粒界に偏析して粒界を強化する。その効果が十分現れるのはそれぞれ０．００１％以上含有させた場合である。但しＢについては０．０１％、Ｚｒについては０．１％を超えて含有させると熱間加工性を損なうため、含有量をそれぞれの上限値以下とする。
【００４８】
Ｃａ＋Ｍｇ：０．００１〜０．０１％
これらの元素は何れも合金の溶解時に脱酸，脱硫元素として添加される元素であり、合金の熱間加工性を改善する効果がある。その効果が現れるのはＣａ＋Ｍｇとして０．００１％からである。但し０．０１％を超えて含有させると熱間加工性を劣化させる。そこで上限値を０．０１％とする。
【００４９】
Ｐ：≦０．０２％
Ｓ：≦０．０１％
Ｏ：≦０．０１％
Ｎ：≦０．０１％
これらは何れも不純物としてのものであって、このうちＰ，Ｓは合金の熱間加工性を低下させる。またＯ，Ｎは酸化物又は窒化物（非金属介在物）を形成し、合金の機械的性質を劣化させる。そこで本発明ではそれぞれの上限値を０．０２％，０．０１％，０．０１％，０．０１％とした。
【００５０】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳しく説明する。
表１に示す化学組成の各種合金５０ｋｇを図１の工程に従って真空誘導炉にて溶解し、インゴットを得た。そしてそのインゴットを１１００℃で１６時間ソーキングした後、引き続いて１１００℃〜９００℃の温度範囲で鍛造，圧延し、直径１６ｍｍの丸棒とした。そしてその丸棒を１０５０℃×３０分加熱後油冷の条件で熱処理し、次いでその熱処理した丸棒を用いて据込率７０％，７５％で冷間圧縮試験（温度：室温）を行い、その際の割れ発生率を調べることによって冷間加工性を調べた。ここで冷間での圧縮試験は下記に示す日本塑性加工学会冷間鍛造分科会基準に従って行った。
【００５１】
【表１】
【表２】
【００５２】
一方、上記熱処理した丸棒に対して７５０℃×４時間又は１００時間加熱後空冷の条件で時効処理したものと、８００℃×１００時間加熱後空冷の条件で時効処理したものとのそれぞれについて、室温におけるビッカース硬さ測定（荷重（Ｐ）１ｋｇｆ）を行った。
【００５３】
また併せて上記熱処理した丸棒に対して据込率７０％で圧縮試験（冷間加工）を行い、その後これを用いて７５０℃×４時間又は１００時間加熱後空冷の条件で時効処理したものと、８００℃×１００時間加熱後空冷の条件で時効処理したものとのそれぞれについて室温におけるビッカース硬さ測定（荷重１ｋｇｆ）を行い、また併せて圧縮及び時効処理後の試料のミクロ組織観察を行った。
【００５４】
また上記熱処理した丸棒に対して絞り５０％の前方押出しを施し、その後７５０℃×４時間加熱後、空冷の条件で時効処理したものについて８００℃における回転曲げ疲れ試験を行った。
【００５５】
これらの結果が表２，表３に示してある。
尚各試験は下記の条件で行った。
【００５６】
【表３】
【００５７】
【表４】
【００５８】
＜試験条件＞
冷間圧縮鍛造試験
直径１５ｍｍ，高さ２２．５ｍｍの試験片を軸方向に据込鍛造し、据込率７０％，７５％で加工を行ったときの割れ発生率を調べることで冷間加工性の評価を行った。
ここで据込率εは次式で表される。
ε＝（ｈ０−ｈＣ）／ｈ０×１００
但しｈ０：試験片の元の高さ，ｈＣ：試験片の変形後の高さ
尚各試験はｎ＝５個の試験片についてそれぞれ行った。
【００５９】
硬さ測定
ビッカース式硬さ計を用い、測定荷重１ｋｇでビッカース硬さを測定した。
【００６０】
疲れ試験
前方押出し後の各試験材より直径８ｍｍの平滑試験片を切り出し、小野式回転曲げ疲労試験機を用い、回転曲げ疲れ試験を行った。応力振幅を２９４ＭＰａとしたときの繰返し数を各試料２本の平均で求めた。
【００６１】
表２の結果から、本発明例の耐熱合金の場合冷間加工性に優れていること、また冷間加工を施した後に時効処理することで十分な硬さが得られること、一方において冷間加工後に直接時効処理を施してもη相が析出せず過時効状態とならないこと、更に長時間高温状態の下においても硬さがそれほど低下しないこと、即ち過時効状態となるのが抑制されることが分る。
また表３の疲れ試験の結果から、本発明例の耐熱合金の場合、耐疲労特性においても同等若しくは優れていることが分る。
【００６２】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【００６３】
【発明の効果】
上記本発明の耐熱合金は、Ｎｉ含有量が低レベルでコストが安価であり、加えて冷間加工性に優れていて自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を冷間加工にて製造することが可能であり、耐熱部品の製造コストを低廉化することができる。
即ち耐熱合金材料自体のコストと、これを用いた耐熱部品の製造コストの両方を低減することができる。
【００６４】
本発明の耐熱合金は、Ｃｕを所定範囲で含有させた点を１つの特徴とするもので、このＣｕが積層欠陥エネルギーを高めて加工硬化を抑制する働きをなすことにより、耐熱合金における冷間加工性が効果的に高められる。
【００６５】
また本発明の耐熱合金は、Ａｌ含有量に対してＴｉの含有量を低くすることで時効速さが抑制されており、詳しくは冷間加工後に直接時効処理したときに適正に時効が進むものとされており、特にＴｉ／Ａｌ値：０．１１５〜１．０とすることで、時効速度が最適化されて冷間加工後直接時効処理したときに過時効を起すことなく最適の硬さ・強度が発現され、また高温下で長時間使用されたときに経時的に時効が進行して過時効状態となるのが抑制され、耐熱部品の寿命を高寿命化することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の実施例における耐熱合金の製造工程と熱処理及び各種試験片の作成工程を説明する工程説明図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は自動車エンジン用排気バルブ，耐熱ボルト，自動車エンジン用排気ガス触媒ニットメッシュ等に用いて好適な析出硬化型の耐熱合金、特に冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金に関し、詳しくは冷間加工後において固溶化熱処理を施すことなく、そのまま時効処理して用いることのできる耐熱合金に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
自動車エンジン用排気バルブ等に用いる耐熱材料としては、従来高Ｍｎ系のオーステナイト耐熱鋼ＪＩＳ ＳＵＨ３５（Ｆｅ−９Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４Ｎ）或いはＮｉ基超合金ＪＩＳ ＮＣＦ７５１（Ｎｉ−１５．５Ｃｒ−０．９Ｎｂ−１．２Ａｌ−２．３Ｔｉ−７Ｆｅ−０．０５Ｃ）等が使用されてきた。
【０００３】
後者のＮｉ基超合金は高温強度，高温酸化，高温腐食に優れた合金であるが、Ｎｉを７０％強含んでいることからコストが高いといった問題がある。
そこで高価なＮｉ量を低減する試みが従来なされており、Ｎｉ含有量４０％或いはそれ以下の含有量の合金の開発も行われている。
【０００４】
しかしながらＮｉ含有量を更に低減するとなると性能的な問題が生じ、現実的にはそれ以上にＮｉ含有量を低減することは困難である。
【０００５】
Ｎｉ含有量を更に低減した場合、Ｆｅの増加によって高温における組織安定性が劣化してしまい、高温で長時間使用すると脆化相であるη相（Ｎｉ３Ｔｉ）が析出し、高温強度の低下、室温での靱性低下をもたらしてしまう。
このようにＮｉ含有量の低減は性能的な問題から自ずと限界がある。
【０００６】
ところで上記自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品は、従来これを熱間でのアプセット加工，熱間押出加工等の熱間加工にて製造しているが、例えば自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品は表面傷その他の要求特性が厳しく、熱処理後において機械加工による仕上げ加工の加工量，加工工数が多くなって加工に要する時間が長く、このことがコストを高めてしまう１つの要因となっていた。
そこでこれを冷間加工にて製造できるようにすれば、コストを更に低減できて望ましい。
【０００７】
しかしながら従来提供ないし提案されている耐熱材料は熱間加工を前提としており、そのまま冷間加工にて耐熱部品を製造することのできない材料である。
即ち冷間加工にて耐熱部品を製造するには、耐熱材料が冷間加工性に優れたものであることが要求される。
【０００８】
ところで、析出硬化型の耐熱合金に優れた冷間加工性を付与し、これを用いて冷間加工することを可能となし得た場合であっても、通常はその後において一旦固溶化熱処理を施した上で時効処理を行い、析出成分を析出させて所要の強度を発現させることが必要で、熱処理のための工数が多い問題がある。
【０００９】
これは、冷間加工をしてそのまま時効処理を行うと冷間加工時に合金内部に残留した歪によって時効が過度に促進されてしまい、Ｎｉ含有量が低く、Ｆｅが多くなるとピーク硬さに到達した後急激に軟化して脆化相であるη相を析出させてしまうからであり、そこで冷間加工後に一旦固溶化熱処理を施して歪を取り、その上で時効処理を行うことが必要となるのである。
【００１０】
しかしながらこのようにした場合、熱処理のための工数が多くなって、そのことが耐熱部品のコストを高める要因となってしまう。
従って耐熱部品の製造コストの更なる低減を図る上で、上記熱処理のための工数を少なくすることが望ましい。
【００１１】
析出硬化型の耐熱合金を用いて自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を製造した場合、その他に次のような問題点が内在する。
即ち、この種の析出硬化型の耐熱合金から成る耐熱部品を高温度で長時間使用すると経時的に時効が進んでしまい、いわゆる過時効状態となって合金が軟化・劣化してしまう。
【００１２】
従って耐熱部品に用いられる耐熱合金としては、高温度で長時間使用され続けても軟化・劣化を特に起さない、過時効特性に優れたものであることが求められる。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本願の発明はこのような課題を解決するためになされたものである。
而して本願の請求項１の耐熱合金は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％，Ｓｉ：≦２％，Ｍｎ：≦２％，Ｃｒ：１２〜２５％，Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜２．０％，Ｔｉ：１．５％未満，Ａｌ：０．５〜３．０％，Ｎｉ：２５〜４５％，Ｃｕ：０．１〜５．０％でＴｉとＡｌとの原子％の比率Ｔｉ／Ａｌが、Ｔｉ／Ａｌ＝０．１１５〜１．０であり、残部不可避的不純物及びＦｅからなる合金組成を有することを特徴とする。
【００１４】
請求項２のものは、請求項１において、更にＷ，Ｍｏ，Ｖの何れか１種若しくは２種以上を質量％で、Ｗ：≦３％，Ｍｏ：≦３％，Ｖ：≦１％、且つ１／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％の範囲で含有していることを特徴とする。
【００１５】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％で、Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％，Ｃｏ：≦５％の範囲で含有することを特徴とする。
【００１６】
請求項４のものは、請求項１，２，３の何れかにおいて、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａが原子％で、Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０％であることを特徴とする。
【００１７】
請求項５のものは、請求項１，２，３，４の何れかにおいて、下記式で表されるＭが、Ｍ：≦０．９５であることを特徴とする。
Ｍ＝（０．７１７Ｎｉ＋０．８５８Ｆｅ＋１．１４２Ｃｒ＋１．９０Ａｌ＋２．２７１Ｔｉ＋２．１１７Ｎｂ＋２．２２４Ｔａ＋１．００１Ｍｎ＋１．９０Ｓｉ＋０．６１５Ｃｕ）／１００（但し各元素は原子％）
【００１８】
請求項６のものは、請求項１，２，３，４，５の何れかにおいて、更にＢ，Ｚｒの１種若しくは２種を質量％で、Ｂ：０．００１〜０．０１％，Ｚｒ：０．００１〜０．１％の範囲で含有することを特徴とする。
【００１９】
請求項７のものは、請求項１，２，３，４，５，６の何れかにおいて、Ｃａ＋Ｍｇを質量％で、Ｃａ＋Ｍｇ：０．００１〜０．０１％の範囲で含有することを特徴とする。
【００２０】
請求項８のものは、請求項１，２，３，４，５，６，７の何れかにおいて、Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎがそれぞれ質量％で、Ｐ：≦０．０２％，Ｓ：≦０．０１％，Ｏ：≦０．０１％，Ｎ：≦０．０１％であることを特徴とする。
【００２１】
【作用】
本発明の耐熱合金は、Ｎｉ含有量が低レベルでコストが安価であり、加えて冷間加工性に優れたもので、自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を冷間加工にて製造することが可能であり、耐熱部品の製造コストを低廉化することができる。
即ち耐熱合金材料自体のコストと、これを用いた耐熱部品の製造コストの両方を低減することができる。
【００２２】
本発明の耐熱合金は、Ｃｕを所定範囲で含有させた点を１つの特徴とするもので、このＣｕが積層欠陥エネルギーを高めて加工硬化を抑制する働きをなすことにより、耐熱合金における冷間加工性が効果的に高められる。
【００２３】
本発明の耐熱合金はまた、次のような特長を有する。
即ちこの耐熱合金は、冷間加工後において固溶化熱処理することなくそのまま直接時効処理したときに、過時効を起すことなく合金内部に残留した歪によって時効が適正に進行する。
【００２４】
また高温度で長時間使用されたときにも過時効状態となるのが抑制され、耐熱部品の寿命が高寿命化する。
これは専らＡｌ：０．５〜３．０％に対してＴｉ：１．５％未満と低く抑えられ、特にＴｉ／Ａｌ＝０．１１５〜１．０（原子％の比率）とされていることによる。
【００２５】
このＴｉとＡｌとの比率（原子％の比率）Ｔｉ／Ａｌは、合金内部に残留した歪とともに合金の時効速さを左右する重要な因子であり、Ｔｉ／Ａｌの値が大きくなるほど時効が促進され、また逆にＴｉ／Ａｌの値が小さくなるほど時効が遅延する。
【００２６】
本発明では、冷間加工時に生じた歪を原動力として時効処理時に時効が適正に進行するようにＴｉ／Ａｌの値が小さく抑えられている。
そして本発明において耐熱部品の製造時に冷間加工後の固溶化熱処理を省略できることから、耐熱部品の製造コストをより一層低廉化することができる。
【００２７】
本発明においては、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｂ＋Ｔａ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｃｕに加えて、更にＷ，Ｍｏ，Ｖの１種若しくは２種以上を、Ｗ：≦３％，Ｍｏ：≦３％，Ｖ：≦１％且つ１／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％の範囲で含有させることができる（請求項２）。
これらは固溶強化元素であり、これら元素を含有させることで耐熱合金の強度を効果的に高めることができる。
【００２８】
本発明では、更にＮｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％の範囲内で、Ｃｏ：≦５％の範囲で含有させることができる（請求項３）。
ＣｏはＮｉとほぼ同じような作用があり、そこでＮｉの一部を置換する形でＣｏを５％の範囲内まで含有させることができる。
【００２９】
本発明では、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａを原子％でＴｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０％とすることができ（請求項４）、更にγ相の安定性を示す指標であるＭ：≦０．９５とすることができる（請求項５）。
また必要に応じてＢ，Ｚｒの１種若しくは２種をＢ：０．００１〜０．０１％，Ｚｒ：０．００１〜０．１％の範囲で含有させることができる（請求項６）。
これらＢ，Ｚｒを含有させることによって粒界を強化することができる。
【００３０】
本発明では、更に、Ｃａ＋ＭｇをＣａ＋Ｍｇ：０．００１〜０．０１％の範囲で含有させることができ（請求項７）、これによって熱間加工性も向上させることができる。
【００３１】
更にＰ，Ｓ，Ｏ，ＮをＰ：≦０．０２％，Ｓ：≦０．０１％，Ｏ：≦０．０１％，Ｎ：≦０．０１％に規制することができる（請求項８）。
これらは不純物成分であり、そしてこれら不純物成分を上記範囲内に規制することで、耐熱合金の特性を更に良好となすことができる。
【００３２】
本発明の耐熱合金は、上記説明から明らかなように冷間加工後において固溶化熱処理を施すことなく、直接時効処理した場合において本来の特長を発揮する。
【００３３】
次に本発明における各化学成分の限定理由を詳述する。
Ｃ：０．０１〜０．１％
Ｃは０．０１％以上含有させることでＴｉ，Ｎｂ，Ｃｒと結合して炭化物を形成することにより合金の高温強度を改善する。一方において０．１％より多く含有させるとＭＣ炭化物を多量に析出して合金の熱間加工性を低下させ、また加工時にその炭化物が起点と成って疵を発生させる。従って本発明ではその含有量を０．０１〜０．１％の範囲内に規定する。
【００３４】
Ｓｉ：≦２％
Ｓｉは脱酸元素として有用であり、耐酸化性を改善する。しかし２％を超えて含有させると合金の冷間加工性が低下するため上限値を２％とする。
【００３５】
Ｍｎ：≦２％
ＭｎはＳｉと同様に脱酸元素として有用であるが、多量に含有させると合金の高温酸化性を損なうばかりでなく、靭性を害するη相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出を助長するため上限値を２％とする。
【００３６】
Ｃｒ：１２〜２５％
Ｃｒは合金の高温酸化及び腐食を改善する上で有用な元素であり、そのために１２％以上含有させることが必要である。
しかし含有量が２５％を超えるとオーステナイト相が不安定と成り、脆化相であるσ相が析出して合金の靭性が低下する。そこで本発明ではＣｒの上限値を２５％とする。Ｃｒの望ましい範囲は１２〜２０％である。
【００３７】
Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜２．０％
Ｎｂ及びＴａは何れもＮｉとともに重要な析出相である金属間化合物のγ´相（γプライム相）Ｎｉ９（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）を形成する元素であり、そのγ´相の析出によって合金の高温強度を効果的に高くすることができる。但しその効果を得るためにはＮｂ＋Ｔａとして０．２％以上含有させる必要がある。
しかしながら含有量が２．０％を超えるとδ相Ｎｉ３（Ｎｂ，Ｔａ）が析出して合金の靭性が低下する。そこで本発明では上限値を２．０％とする。
【００３８】
Ｔｉ：１．５％未満
ＴｉはＡｌ，Ｎｂ，ＴａとともにＮｉと結合してγ´相を形成する。但し１．５％以上含有させるとＡｌ含有量に対してＴｉの含有量が相対的に多くなり、時効が過度に促進されてしまうようになる。そこで本発明ではＴｉの含有量を１．５％を限度としてそれより少ない量に規制する。
【００３９】
Ａｌ：０．５〜３．０％
ＡｌはＮｉと結合してγ´相を形成する最も重要な元素である。その含有量が０．５％未満であるとγ´相の析出量が不十分となり、そこで本発明では下限値を０．５％とする。
一方において含有量が３．０％を超えて多くなると合金の熱間加工性が低下する。そこで本発明では上限値を３．０％とする。
【００４０】
Ｎｉ：２５〜４５％
Ｎｉは合金のマトリックスであるオーステナイトを形成する元素であり、合金の耐熱性及び耐食性を向上させる。また強化相であるγ´相を析出させる上で必須の成分である。
加えてＮｉは高温における組織を安定させる働きがあり、これらの効果を十分に発揮させる上で２５％以上含有させることが必要である。
一方においてこれを４５％を超えて多く含有させると、かかるＮｉが高価な元素であることから合金のコストを高めてしまい、ひいては本発明の目的を達成できなくなる。加えてこのＮｉは本合金では固溶化状態での硬さを上昇させてしまい、冷間加工性を低下させる。そこで本発明ではその含有量の上限値を４５％とする。
【００４１】
Ｃｕ：０．１〜５．０％
Ｃｕは合金の冷間加工性を高める上で必須の成分である。
このＣｕは上述したように積層欠陥エネルギーを高めて加工硬化を抑制する働きがあり、そしてその作用によって冷間加工性を効果的に向上させる。
但しその含有量が０．１％未満では十分な効果を期待できず、また５．０％を超えて含有させても効果の向上が少なく、加えて熱間加工性が劣化する。そこで本発明ではＣｕの含有量を０．１〜５．０％とする。望ましい含有量範囲は０．５〜３．０％である。
【００４２】
Ｗ ：≦３％
Ｍｏ：≦３％
Ｖ ：≦１％
１／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％
Ｗ，Ｍｏ，Ｖは固溶強化により高温強度を向上させる元素である。
Ｗ，Ｍｏについては３％超、Ｖは１％超添加しても効果は飽和傾向を示すとともに、コスト上昇，冷間加工性低下となるためにその含有量を１／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％とする。
【００４３】
Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％
Ｃｏ：≦５％
ＣｏはＮｉとほぼ同じような作用があり、そこでＮｉを一部置換する形で合金に含有させることができる。即ちＮｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％の条件を満たす範囲内でＣｏを合金中に含有させることができる。しかしながらＣｏはＮｉに較べても高価な元素であるため上限を５．０％とする。
【００４４】
Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０原子％
Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａは何れもγ´相の構成元素である。十分なＮｉ量が存在する場合、γ´相の析出量はこれら元素の含有量の総和に比例する。そして合金の高温強度はγ´相の析出量に比例する。本発明において合金の高温強度を十分に発現させる上で４．５原子％以上含有させる必要がある。
一方においてその総和が７．０原子％を超えると強度は上昇するものの熱間加工性が低下する。そこで本発明ではそれらの元素の総和の上限値を７．０原子％とする。
【００４５】
Ｔｉ／Ａｌ：０．１１５〜１．０（各元素は原子％）
高温下で長時間使用中に析出する金属間化合物のη相（Ｎｉ３Ｔｉ）は合金の機械的性質を劣化させる。η相の析出はＴｉ含有量とＡｌ含有量との比（Ｔｉ／Ａｌ）に依存する。即ちＴｉ／Ａｌの比率が大きくなるほどη相の析出が起こり易くなる。そこで本発明では長時間使用後においてη相が析出しないように、また冷間加工後において直接時効処理したときに時効が過度に進まないようにＴｉ／Ａｌの値を１．０以下とする。
尚Ｔｉ／Ａｌの望ましい下限値は０．２である。
【００４６】
Ｍ：≦０．９５
ここでＭ＝（０．７１７Ｎｉ＋０．８５８Ｆｅ＋１．１４２Ｃｒ＋１．９０Ａｌ＋２．２７１Ｔｉ＋２．１１７Ｎｂ＋２．２２４Ｔａ＋１．００１Ｍｎ＋１．９０Ｓｉ＋０．６１５Ｃｕ）／１００（但し各元素は原子％）
このＭはγ相の安定性を示す指標であり、このＭが０．９５より大きくなると金属間化合物σ相が析出するようになる。このσ相は合金の機械的性質を劣化させる。またＭが０．９５より大きくなると熱間加工性も劣化する。そこで本発明ではＭを０．９５以下に規制する。
【００４７】
Ｂ ：０．００１〜０．０１％
Ｚｒ：０．００１〜０．１％
Ｂ，Ｚｒは結晶粒界に偏析して粒界を強化する。その効果が十分現れるのはそれぞれ０．００１％以上含有させた場合である。但しＢについては０．０１％、Ｚｒについては０．１％を超えて含有させると熱間加工性を損なうため、含有量をそれぞれの上限値以下とする。
【００４８】
Ｃａ＋Ｍｇ：０．００１〜０．０１％
これらの元素は何れも合金の溶解時に脱酸，脱硫元素として添加される元素であり、合金の熱間加工性を改善する効果がある。その効果が現れるのはＣａ＋Ｍｇとして０．００１％からである。但し０．０１％を超えて含有させると熱間加工性を劣化させる。そこで上限値を０．０１％とする。
【００４９】
Ｐ：≦０．０２％
Ｓ：≦０．０１％
Ｏ：≦０．０１％
Ｎ：≦０．０１％
これらは何れも不純物としてのものであって、このうちＰ，Ｓは合金の熱間加工性を低下させる。またＯ，Ｎは酸化物又は窒化物（非金属介在物）を形成し、合金の機械的性質を劣化させる。そこで本発明ではそれぞれの上限値を０．０２％，０．０１％，０．０１％，０．０１％とした。
【００５０】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳しく説明する。
表１に示す化学組成の各種合金５０ｋｇを図１の工程に従って真空誘導炉にて溶解し、インゴットを得た。そしてそのインゴットを１１００℃で１６時間ソーキングした後、引き続いて１１００℃〜９００℃の温度範囲で鍛造，圧延し、直径１６ｍｍの丸棒とした。そしてその丸棒を１０５０℃×３０分加熱後油冷の条件で熱処理し、次いでその熱処理した丸棒を用いて据込率７０％，７５％で冷間圧縮試験（温度：室温）を行い、その際の割れ発生率を調べることによって冷間加工性を調べた。ここで冷間での圧縮試験は下記に示す日本塑性加工学会冷間鍛造分科会基準に従って行った。
【００５１】
【表１】
一方、上記熱処理した丸棒に対して７５０℃×４時間又は１００時間加熱後空冷の条件で時効処理したものと、８００℃×１００時間加熱後空冷の条件で時効処理したものとのそれぞれについて、室温におけるビッカース硬さ測定（荷重（Ｐ）１ｋｇｆ）を行った。
【００５３】
また併せて上記熱処理した丸棒に対して据込率７０％で圧縮試験（冷間加工）を行い、その後これを用いて７５０℃×４時間又は１００時間加熱後空冷の条件で時効処理したものと、８００℃×１００時間加熱後空冷の条件で時効処理したものとのそれぞれについて室温におけるビッカース硬さ測定（荷重１ｋｇｆ）を行い、また併せて圧縮及び時効処理後の試料のミクロ組織観察を行った。
【００５４】
また上記熱処理した丸棒に対して絞り５０％の前方押出しを施し、その後７５０℃×４時間加熱後、空冷の条件で時効処理したものについて８００℃における回転曲げ疲れ試験を行った。
【００５５】
これらの結果が表２，表３に示してある。
尚各試験は下記の条件で行った。
【００５６】
【表３】
【表４】
＜試験条件＞
冷間圧縮鍛造試験
直径１５ｍｍ，高さ２２．５ｍｍの試験片を軸方向に据込鍛造し、据込率７０％，７５％で加工を行ったときの割れ発生率を調べることで冷間加工性の評価を行った。
ここで据込率εは次式で表される。
ε＝（ｈ０−ｈＣ）／ｈ０×１００
但しｈ０：試験片の元の高さ，ｈＣ：試験片の変形後の高さ
尚各試験はｎ＝５個の試験片についてそれぞれ行った。
【００５９】
硬さ測定
ビッカース式硬さ計を用い、測定荷重１ｋｇでビッカース硬さを測定した。
【００６０】
疲れ試験
前方押出し後の各試験材より直径８ｍｍの平滑試験片を切り出し、小野式回転曲げ疲労試験機を用い、回転曲げ疲れ試験を行った。応力振幅を２９４ＭＰａとしたときの繰返し数を各試料２本の平均で求めた。
【００６１】
表２の結果から、本発明例の耐熱合金の場合冷間加工性に優れていること、また冷間加工を施した後に時効処理することで十分な硬さが得られること、一方において冷間加工後に直接時効処理を施してもη相が析出せず過時効状態とならないこと、更に長時間高温状態の下においても硬さがそれほど低下しないこと、即ち過時効状態となるのが抑制されることが分る。
また表３の疲れ試験の結果から、本発明例の耐熱合金の場合、耐疲労特性においても同等若しくは優れていることが分る。
【００６２】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【００６３】
【発明の効果】
上記本発明の耐熱合金は、Ｎｉ含有量が低レベルでコストが安価であり、加えて冷間加工性に優れていて自動車エンジン用排気バルブ等の耐熱部品を冷間加工にて製造することが可能であり、耐熱部品の製造コストを低廉化することができる。
即ち耐熱合金材料自体のコストと、これを用いた耐熱部品の製造コストの両方を低減することができる。
【００６４】
本発明の耐熱合金は、Ｃｕを所定範囲で含有させた点を１つの特徴とするもので、このＣｕが積層欠陥エネルギーを高めて加工硬化を抑制する働きをなすことにより、耐熱合金における冷間加工性が効果的に高められる。
【００６５】
また本発明の耐熱合金は、Ａｌ含有量に対してＴｉの含有量を低くすることで時効速さが抑制されており、詳しくは冷間加工後に直接時効処理したときに適正に時効が進むものとされており、特にＴｉ／Ａｌ値：０．１１５〜１．０とすることで、時効速度が最適化されて冷間加工後直接時効処理したときに過時効を起すことなく最適の硬さ・強度が発現され、また高温下で長時間使用されたときに経時的に時効が進行して過時効状態となるのが抑制され、耐熱部品の寿命を高寿命化することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の実施例における耐熱合金の製造工程と熱処理及び各種試験片の作成工程を説明する工程説明図である。
Claims (8)
- 質量％で
Ｃ ：０．０１〜０．１％
Ｓｉ：≦２％
Ｍｎ：≦２％
Ｃｒ：１２〜２５％
Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜２．０％
Ｔｉ：１．５％未満
Ａｌ：０．５〜３．０％
Ｎｉ：２５〜４５％
Ｃｕ：０．１〜５．０％
でＴｉとＡｌとの原子％の比率Ｔｉ／Ａｌが
Ｔｉ／Ａｌ＝０．１１５〜１．０
であり、残部不可避的不純物及びＦｅからなる合金組成を有することを特徴とする冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金。 - 請求項１において、更にＷ，Ｍｏ，Ｖの何れか１種若しくは２種以上を質量％で
Ｗ ：≦３％
Ｍｏ：≦３％
Ｖ ：≦１％
且つ
１／２Ｗ＋Ｍｏ＋Ｖ：≦３％
の範囲で含有していることを特徴とする冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金。 - 請求項１，２の何れかにおいて、質量％で
Ｎｉ＋Ｃｏ：２５〜４５％
Ｃｏ：≦５％
の範囲で含有することを特徴とする冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金。 - 請求項１，２，３の何れかにおいて、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔａが原子％で
Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａ：４．５〜７．０％
であることを特徴とする冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金。 - 請求項１，２，３，４の何れかにおいて、下記式で表されるＭが
Ｍ：≦０．９５
であることを特徴とする冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金。
Ｍ＝（０．７１７Ｎｉ＋０．８５８Ｆｅ＋１．１４２Ｃｒ＋１．９０Ａｌ＋２．２７１Ｔｉ＋２．１１７Ｎｂ＋２．２２４Ｔａ＋１．００１Ｍｎ＋１．９０Ｓｉ＋０．６１５Ｃｕ）／１００（但し各元素は原子％） - 請求項１，２，３，４，５の何れかにおいて、更にＢ，Ｚｒの１種若しくは２種を質量％で
Ｂ ：０．００１〜０．０１％
Ｚｒ：０．００１〜０．１％
の範囲で含有することを特徴とする冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金。 - 請求項１，２，３，４，５，６の何れかにおいて、Ｃａ＋Ｍｇを質量％で
Ｃａ＋Ｍｇ：０．００１〜０．０１％
の範囲で含有することを特徴とする冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金。 - 請求項１，２，３，４，５，６，７の何れかにおいて、Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎがそれぞれ質量％で
Ｐ ：≦０．０２％
Ｓ ：≦０．０１％
Ｏ ：≦０．０１％
Ｎ ：≦０．０１％
であることを特徴とする冷間加工性及び過時効特性に優れた耐熱合金。
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